JP2006291344A - Ｎｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法 - Google Patents

Ｎｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法 Download PDF

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Abstract

【課題】
本発明の目的は、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、疲労強度を向上させることに加えて、１０００℃近傍、又はそれ以上の温度における耐酸化性を向上させるＮｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することにある。
【解決手段】
本発明は、Ｎｉ基合金基部からなる無修復領域と該無修復領域上に形成された肉盛溶接層からなる溶接修復領域とを含み、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ５．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなり、好ましくは残部が実質的にＮｉからなることを特徴とするＮｉ基合金部材にある。
【選択図】図６

Description

本発明は、新規なＮｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法に関する。
ガスタービンの高温部品では、１０００℃以上の高温ガスに曝されるため、熱疲労によるクラックや酸化・エロージョン等による減肉が発生する。ガスタービン高温部品に用いられているＮｉ基超合金は、高温強度に優れているものの、溶接性が悪い。特に高い強度を有する動翼材は、溶接補修不可能とされてきた。しかし、近年、溶接技術の進歩や特許文献１、２及び３の溶接材料により、補修が可能となっている。
特開２００１−１２３２３７号公報 特開２００１−１５８９２９号公報 特開２００４−１３６３０１号公報
ガスタービン動翼で補修が必要となる部位はもともと過酷な環境に曝される部位であり、溶接金属の特性が基材と同等以上でなければ、補修後の寿命が極めて短くなってしまう。しかし、溶接金属と精密鋳造材では、溶接金属の高温強度は精密鋳造材より低いのが一般的である。本発明者らは、高強度Ｎｉ基合金の溶接材料の金属組織について詳細な調査を行い以下の知見を得た。
即ち、溶接金属では凝固速度が精密鋳造で作製される動翼材と比べて速いため、組織が異なる。凝固速度が遅い精密鋳造材では、デンドライト境界や結晶粒界にＣやＴａ、Ｎｂ、Ｔｉなどが偏析する。偏析部には、Ｔｉにより安定化されるγ'相（Ｎｉ３（Ａ１,Ｔｉ））やＭＣ炭化物（Ｔａ,Ｔｉ）Ｃが析出する。粒界破壊におけるクラック進展の抵抗となる。また、高温に曝された際、結品粒界に析出したこれらの析出物は、結品粒界の移動の抵抗となり、凝固時に形成されたデンドライト状（樹脂状）の結品粒界を維持する。
デンドライト状の結品粒界は、直線的な結晶粒界と比較して、粒界破壊に対して高いクラック進展抵抗を示す。これに対して、溶接材料では、凝固速度が速いため、凝固偏析が小さく、結晶粒界における安定な析出物が出にくく、粒界破壊の抵抗となるものがない。また、高温に曝されると結晶粒界が容易に移動し、直線化するため、精密鋳造材と比較すると粒界破壊におけるクラック進展は非常に容易となる。
以上の要因から、溶接金属では精密鋳造材と比較して、高温で粒界割れが発生しやすく、疲労強度も低下する。また、精密鋳造材は真空中で溶解、鋳造されるため、酸素含有量を１０ｐｐｍ以下にすることが容易であるが、溶接金属では溶接時、不活性ガスにより保護されるものの酸素含有量を１０ｐｐｍ以下にするのは困難である。酸素含有量が高くなると、耐酸化性が低下するため、溶接材料の高温における酸化減肉量は、精密鋳造材と比較して大きくなる。
特許文献１及び２では、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａ等の高融点金属を多量に添加し、結品粒界や結品粒内に高融点金属との化合物を析出させるとともに、高融点金属添加により元素の拡散を抑え凝固時のデンドライト組織の維持を可能としており、これにより、溶接材料としては優れた高温強度を得ることを可能としている。しかし、１０００℃近傍あるいは、それ以上の温度で用いるためには、耐酸化性の改善が必要である。
又、特許文献１では、高融点金属を多量に添加することにより、特性向上を図っており、高融点金属の必要な添加量を高融点金属添加量の総和で表記している。しかし、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏが凝固組織に与える影響、耐酸化性に与える影響は元素ごとに大きく異なる。したがって、高温でより優れた特性を得るためには、これらの高融点金属の添加量を各元素毎に最適化する必要がある。更に、特許文献２では、耐酸化性を悪化させるＴａの添加量が多く、１０００℃近傍あるいは、それ以上の温度で用いるためには、耐酸化性の改善が必要である。
特許文献１及び２では、一方向凝固材料を用いた実験結果から合金成分を選定しているが、溶接金属は、一方向凝固とは前述のように、凝固形態や酸素含有量が異なるため、溶接部より試験片を採取し評価を行う必要がある。
特許文献１及び２では、それぞれＡ１添加量の上限を１．３％及び０．７％と規定し、室温において動翼を補修することが示されているが、Ａ１添加量がこの上限を超えた場合、確かに溶接性が悪化する。
特許文献３においては、Ｃｏ量が１８％以上と多いものであり、溶接材として線材に形成が困難であるため粉末によって形成されるため、肉盛溶接部において酸素量が多くなり、そのため耐酸化性が低いものである。
本発明の目的は、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、疲労強度を向上させることに加えて、１０００℃以上の高温における耐酸化性を向上させるＮｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することにある。
本発明は、Ｎｉ基合金基部からなる無修復領域と該無修復領域上に形成された肉盛溶接層からなる溶接修復領域とを含み、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ５．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなり、好ましくは残部が実質的にＮｉからなることを特徴とするＮｉ基合金部材にある。
前記肉盛溶接層が、耐酸化性を有する層、耐疲労性を有する層及び耐疲労性を有する層上に形成された耐酸化性を有する層のいずれかであり、重量で、Ｃｏ１〜１５％、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｂ０．０１５以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなる耐酸化性を有する層であること、又はＣｏ１〜１５％、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ２．５〜５．０％、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなる耐疲労性を有する層であること、特に残部が実質的にＮｉからなることが好ましい。
前記肉盛溶接層の酸素量が３０ｐｐｍ以下、好ましくは１〜２５ｐｐｍであること、前記無修復領域が、重量で、Ｃｒ１４〜１８％、Ａｌ２．５〜４．５％、Ｃｏ７〜１１％、Ｍｏ１．０〜２．５％、Ｔｉ２．５〜６．０％、Ｔａ１．０〜４．０％、Ｂ０．００５〜０．００３％及びＣ０．０５〜０．１５％以下を含むＮｉ基合金からなることが好ましい。
本発明は、非酸化性雰囲気を有する密閉容器内でＮｉ基合金基部からなる無修復領域上にＮｉ基合金の肉盛溶接層からなる溶接修復領域を形成することを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法にある。
又、本発明は、Ｎｉ基合金基部からなる無修復領域上に肉盛溶接層からなる溶接修復領域を形成するＮｉ基合金部材の製造法において、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ５．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法にある。
前記肉盛溶接層を形成後、１１００〜１１５０℃で加熱保持し、次いで８２５〜８７５℃で加熱保持する時効処理を行うこと、前記肉盛溶接層を、ＴＩＧ溶接、プラズマアーク溶接及びレーザー溶接のいずれかによって形成することが好ましい。
本発明は、タービンエンジン部品として、前述に記載のＮｉ基合金部材からなる翼部と植え込み部を有する発電ガスタービン用ブレードに適用され、前記修復領域が前記翼部であること、前記Ｎｉ基合金部材は、前記翼部から植え込み部に亘って一方向凝固された柱状晶を有することが好ましい。
本発明は、重量で、Ｃｏ１５％以下、Cr８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ１．５〜５．０％、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０２％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０.３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とする溶接材料にあり、又、前述に記載のＮｉ基合金からなるものが好ましい。
更に、本発明は、重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ１．５〜５．０％、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０２％以下、Ｍｎ０．４〜１.２％及びＳｉ０．１〜０．３％を含むＮｉ基合金、好ましくは残部が実質的にＮｉであるＮｉ基合金インゴットを真空溶解により溶解後鋳造により形成し、前記インゴットを熱間塑性加工後、冷間塑性加工によって棒状又は線材に形成することを特徴とする溶接材料の製造法にあり、特に前記インゴットを熱間鍛造後、冷間線引きによって溶接ワイヤを形成することが好ましい。本発明の溶接材料の酸素量は２０ｐｐｍ以下、好ましくは１〜１５ｐｐｍである。
以下、本発明に係るＮｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法における成分の限定理由を説明する。
本発明者らは、高融点金属であるＴａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂについて、凝固組織及び耐酸化性に及ぼす影響について調査を行った。Ｔａ、Ｍｏ、Ｎｂは、凝固時にデンドライト境界や結品粒界に偏析する傾向が強い。これに対して、Ｗは、デンドライト境界や結品粒界への偏析傾向が非常に弱い。従って、結品粒界の高融点金属量を多くし、結品粒界を強化するためには、Ｔａ、Ｍｏの添加が有利であり、Ｗの場合、これらの元素と比べてより大量の添加が必要である。
しかし、Ｗ以外のＴａ、Ｍｏ、Ｎｂは耐酸化性を大きく低下させるため、耐酸化性の点ではＴａ及びＭｏの添加量を極力減らし、Ｗを多量添加することが望ましい。Ｗを１８％越えて添加しすぎると、過剰なＷ炭化物析出による延性低下、有害相σ相の析出や過剰なμ相析出が起こり、クリープ強度、疲労強度を低下させるため、Ｗの添加量は１３〜１８％とすべきである。好ましくは、１５〜１８％である。
Ｍｏは、高温強度に及ぼす効果がＷと類似しているので、Ｗ添加量の範囲でＷとＭｏを置き換えることも可能であるが、Ｍｏは耐酸化性を悪化させるため、優れた耐酸化性を得るためには、Ｍｏは添加せず、Ｗのみの添加とすることが好ましい。従って、その添加を行う場合には、０．５％以下とすべきである。好ましくは、０．０５〜０．２％である。
Ｔａは、耐酸化性を低下させるものの、疲労強度を大きく向上させるため、疲労強度が要求される部位に溶接施工する場合には、２．５〜５．０％以上の適量添加する必要がある。２．５〜５．０％のＴａを添加することにより、一般的な一方向凝固材動翼材と同等の疲労が得られる。また、５．０％を越えるＴａ添加により、耐酸化性が一般的な一方向凝固材よりも悪化すると共に、冷間加工性が悪化し溶接ワイヤ材の製作が不可能となる。このような埋由から、Ｔａの添加量は、最大でも５．０％とすることが望ましく、十分な疲労強度が得られる２．５％以上の添加量とすることが好ましく、他方で、優れた耐酸化性を得る上ではＴａの添加量は、０．５％以下とすることが重要であり、０．０５〜０．３％が好ましい。
Ｃｒは、酸化保護皮膜を作る重要な元素であり、１８％以上の添加が必要であるが、２２％を超えるとσ相等の有害相が析出するため、１８〜２２％とする。１９〜２１％が好ましい。
Ａ１は、特に高温で優れた保護性を発揮する酸化皮膜を形成するため、耐酸化性を向上させる上で、重要な元素であり、０．８％以上とする。しかし、Ａ１の添加量を２．０％を越えて増加させると、Ｎｉ３Ａ１の析出量が増加し、溶接時の割れが発生しやすくなる。また、Ｎｉ３Ａ１の析出により加工性が低下し、ワイヤ化が困難となる。しかし、溶接性や加工性は、溶接技術、加工技術に依存するため、溶接性及び加工性により、Ａ１添加量を制約することは好ましくない。特に、室温において動翼を補修することを重視しており、Ａ１添加量がこの上限を超えた場合、確かに溶接性が悪化する。
しかし、溶接入熱量の最適化あるいは、溶接部の加熱等を行うことにより、Ａ１添加量が上記の上限を超えた場合でも、溶接割れを発生させることなく溶接施工が可能であり、これにより、さらに耐酸化性を向上させることができる。しかし、Ａ１の添加量が２．０％を超えると、高温ではＡ１窒化物が形成され、表層の延性を低下させるため、Ａ１の添加量は、Ａ１窒化物が表層に形成されない０．８〜２．０％の範囲に制限される。好ましくは、Ａ１の添加量は１．０〜１．５％である。
ＡｌとＷとは相互に関係しており、（Ａｌ／Ｗ）比が０．０６〜０．１５とするのが好ましい。この比率とすることによって、高温強度及び耐酸化性の高いものが得られる。特に、０．０７〜０．１０が好ましい。
Ｃｏは、固溶強化による僅かな強度向上があるものの、過剰に添加するとμ相やσ相等の析出を助長するため、１５％以下とすべきである。特に、２〜１３％が好ましい。
Ｍｎ及びＳｉは、高温における耐酸化性を向上させるもので、Ｍｎ０．４〜１．２％、Ｓｉ０．１〜０．３％とする。
前述のように、酸素の含有量は耐酸化性に大きな影響を与えるため、２０ｐｐｍ以下とすることが望ましい。そのためには、溶接金属素材の低酸素化が重要であるが、低酸素化には、Ｍｇの添加が有効である。Ｍｇの適正な含有量は、０．００１〜０．０１％である。
Ｔｉは、Ｔａと同様にη相［Ｎｉ３（Ｔｉ・Ｔａ）］を形成させ、又、炭化物（ＴｉＣ等）を形成る元素で、粒界に層状形成させるので、粒界クラックの進展を抑制するが、Ｔａよりその効果は小さい。むしろ、Ｔｉは合金の高温における耐食性を改善する効果があるので、０．５％以下の含有量とする。しかし、０．５％を越えて添加すると、鋳造性及び溶接性を低下するため、その上限を０．５％とする。好ましくは、０．０５〜０．２％である。
Ｃ及びＢは、従来の普通鋳造合金及び一方向凝固柱状晶合金において粒界強化元素として用いられた元素である。しかし、単結晶合金では、これらの粒界強化元素は必要なく、むしろその製造の際には有害元素となるが、その後の表面への被覆処理には有効である。そして、これらの元素の含有を避けられないこともあり、極めて僅か含有される。
Ｃは、溶接金属中で炭化物（ＴｉＣ、ＴａＣ等）を形成し、塊状に析出する。この炭化物は、合金の融点に比べ溶融温度が低く、合金の融点直下で行う溶体化処理では局部溶融を起こすため、溶体化処理温度を上げることができず、溶体化温度範囲を狭くする。さらに固溶強化元素であるＴａと炭化物を形成することにより、固溶強化のためのＴａのみかけの含有量が少なくなり、高温でのクリープ強度を低下させる。そこで、Ｃを０．０５〜０．１３％とした。特に、０．０４〜０．１％が好ましい。
Ｂは、ホウ化物［（Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｍｏ）３Ｂ２］を形成し、合金の粒界に析出する。このホウ化物も炭化物と同様に合金の融点に比べ低融点であり、溶体化処理温度を低下させ、溶体化処理温度範囲を狭くする。そこで、Ｂの上限を０．０２％とした。特に、０．００５〜０．０１５％が好ましい。
Ｚｒは、Ｔｉと同様に炭化物（ＺｒＣ等）を形成する元素で、粒界に層状形成させるので、粒界クラックの進展を抑制するが、Ｔａよりその効果は小さい。むしろ、Ｚｒは合金の高温における耐食性を改善する効果があるので、０．０６％以下の含有量とする。しかし、０．０６％を越えて添加すると、鋳造性及び溶接性を低下するため、その上限を０．０６％とする。好ましくは、０．０１〜０．０３％である。
本発明によれば、溶接金属の粒界割れ抵抗を向上させ、疲労強度を向上させることに加えて、１０００℃以上の高温における耐酸化性を向上させるＮｉ基合金部材とその製造法及びタービンエンジン部品並びに溶接材料とその製造法を提供することにある。
以下、本発明を実施するための最良の形態を具体的な実施例によって説明する。
表１は、供試材の化学組成（重量％）を示すものである。供試材は、真空溶解、熱間鍛造、冷間線引きにより直径約２ｍｍの溶接ワイヤとした。溶接ワイヤの酸素含有量は５〜１５ｐｐｍｍであった。溶接ワイヤを溶接材とし、動翼材の上にＴＩＧ溶接法により施工した。動翼材は、重量で、Ａｌ３．５％、Ｃｏ９．０％、Ｃｒ１６．０％、Ｍｏ１．７％、Ｔａ１．４％、Ｗ２．０％、Ｃ０．１０％、Ｂ０．０１２％、Ｔｉ３．５％、Ｎｂ１．０％を有する一方向凝固した柱状晶のＮｉ基合金であり、溶接は柱状晶の長手方向に行ったものである。溶接割れを防ぐため、溶接部を高周波加熱により、約８００〜９５０℃に加熱した。また、溶接部の溶接時の酸素混入を抑制するために、溶接作業を密閉容器の中で行った。密閉容器は、作業開始前に高純度Ａｒガスで十分に置換した。溶接施工後の溶接金属の酸素含有量は、８〜２５ｐｐｍであった。比較のために、溶接材料として真空アトマイズ粉未を用いた場合についても試料Ｈ０を作製したが、真空アトマイズ粉末を用いた場合の溶接部の酸素含有量は５０〜６０ｐｐｍであった。施工後、１１２５℃で２時間加熱後、８５０℃で２４時間の２段時効処理を行った。その後、溶接部から板状試験片を採取しクリープ破断試験を行った。
Figure 2006291344
図１は、１０５０℃でのクリープ破断試験結果を示すラルソンミラー法によるパラメータ｛Ｐ＝Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０−３｝によってプロットした線図である。Ｔは試験温度で、絶対温度であり、ｔは破断時間（ｈ）である。図１に示すように、Ｗ含有量の多い比較材Ｇ１、Ａ１の添加量が多いＨＡは、本発明材のＴ０よりもクリープ破断強度が低かった。又、本発明材Ｔ０は、Ａｌが０．６％と低く、Ｍｏが１．８％と多い比較材Ｇ２が特許文献１に記載の合金に相当するものであるが、これと比較して同等以上のクリープ破断強度を示しており、更に長時間側では高い強度を有することが明らかである。
図２は、クリープ破断試験後の試験片断面の観察結果を示す模式図である。図２（ａ）は比較材ＨＡのクリープ破断試験後（温度１０５０℃、応力１９．６ＭＰａ）、図２（ｂ）は、同じくクリープ破断時間において、試験を中断したときの本発明材の断面観察結果を示す模式図である。比較材ＨＡでは、クリープ二次クラック先端及び外表面にＡ１窒化物が形成しているが、本発明材のＴ０〜Ｔ５のいずれも、このようなＡ１窒化物は形成されず、Ａｌ酸化物の被膜が形成されていた。
図３は、これらの溶接材料の繰返し酸化試験結果を示す線図である。繰り返し酸化試験の保持温度は１０９２℃であり、１０ｈ毎に室温まで空冷し、再び加熱するサイクルを繰り返し、試験片の重量を測定した。本発明材Ｔ０は、Ｗ量が２０％と多い特許文献２に記載の合金に相当する比較材Ｇ１、Ｍｏが１．８％と多い特許文献１に記載の合金に相当する比較材Ｇ２と比較して優れた耐酸化性を示す。本発明材Ｔ０よりＣｏ量が多い本発明材Ｔ４は比較材Ｇ１よりやや耐酸化性が劣っていた。
図４は、Ｔａ添加量と図３と同じ条件の１０９２℃、５００ｈ後の酸化試験後の酸化減肉量との関係を示す線図である。図４に示すように、本発明材もＴａ添加量が多いほど減肉量が多くなることが明らかである。しかし、比較材のＧ１及びＧ２は、本発明とＴａ量でも酸化減肉量が多いものである。
図５は、Ｔａ添加量と９００℃における疲労強度（ひずみ範囲０．５％における破断回数）の関係を示す線図である。図に示すように、本発明材及び比較材共に、Ｔａの添加量の増加により疲労強度が高くなることが明らかである。しかし、図４に示すように、耐酸化性が低下するが、本発明材Ｔ４では、比較材Ｇ２と同等の疲労強度を示しながら、比較材Ｇ２より優れた耐酸化性を示す。これは、耐酸化性を害するＭｏを添加せず、耐酸化性を向上させるＡ１の添加量を増やした効果による。
以上の結果から、本発明材は、クリープ破断強度、疲労強度及び耐酸化性に優れた材料であることが明らかとなった。
本実施例では、２つのプラント（Ａ、Ｂ）で使用された初段動翼について溶接補修を実施した。
図６は、本発明材を用いて、発電ガスタービン用動翼の翼先端に発生した比較的少ない酸化減肉部を補修した斜視図である。プラントＡは、起動停止回数が年に数回であり、このプラントの初段動翼では、損傷が少ない場合で、疲労強度よりも耐酸化性に優れた溶接材料を施工した方が長寿命化が可能であるため、Ｔａを添加しない発明材Ｔ０を施工した。酸化により翼部８の先端部の角部に減肉が発生しており、この部位をグラインダ、放電加工等により削除した後、そのブレードを８００℃以上に予熱し、翼部８の削除した部分に実施例１で得た直径約２ｍｍの溶接ワイヤを溶接材とし、ＴＩＧ溶接法により複数層の肉盛溶接を行った。溶接施工前には、翼部８の全表面にＭＣｒＡｌＹの溶射による表面処理が施されているので、この表面処理層が除去される。
本実施例の動翼材は実施例１に記載の合金よりなり、翼部８側よりダブテイル１０側に一方向凝固した柱状晶を有するもので、溶接割れを防ぐため、溶接部を高周波加熱により、約８００〜９５０℃に加熱した。また、溶接部の溶接時の酸素混入を抑制するために、溶接作業を密閉容器の中で行った。密閉容器は、作業開始前に高純度Ａｒガスで十分に置換した。施工後の溶接金属の酸素含有量は、８〜２５ｐｐｍであった。この施工によって数層の肉盛層が一方向凝固していた。
溶接後、１１２５℃において２時間加熱保持した後、引き続き８５０℃において２４時間加熱の２段時効処理を行い、次いで、所定の形状に切削加工を行った。次いで、前述の翼部８の全表面にＭＣｒＡｌＹの溶射による表面処理が形成される。又、本実施例の発電ガスタービン用動翼は内部にダブテイルから翼部の長手方向に沿ってＭ字型に４本の空気冷却孔が形成され、冷却空気はダブテイルから翼部に入ってダブテイルに戻るようにクローズになっている。
図７は、本発明材を用いて、発電ガスタービン用動翼の翼先端に発生した深い酸化減肉部を補修した斜視図である。プラントＢにおける動翼は、前述と同じく翼部８側よりダブテイル１０側に一方向凝固した柱状晶を有するもので、ほぼ一日に一回、停止起動を行っており、酸化により翼部８の先端部の角部に深い減肉が発生しており、補修後の翼寿命を延ばすためには、疲労強度と耐酸化性の双方が必要であるため、図７に示したように、熱応力が大きくクラックの発生しやすい部位に発明材Ｔ４を、熱応力が低い部位には発明材Ｔ０を施工した。この部位については、グラインダ、放電加工等により削除した後、その動翼を前述と同様に予熱し、実施例１で得た直径約２ｍｍの溶接ワイヤを溶接材とし、ＴＩＧ溶接法により複数層の肉盛溶接を行った。発明材Ｔ４と発明材Ｔ０の施工部の境界部では、溶接時の希釈によりＴａの量は連続的に約４％〜０％に変化していた。溶接後、１１２５℃において２時間加熱保持した後、引き続き８５０℃において２４時間加熱の２段時効処理を行い、次いで、所定の形状に切削加工を行い、更に翼部８の全表面にＭＣｒＡｌＹの溶射による表面処理が行われる。本実施例の発電ガスタービン用動翼においても、その冷却構造は前述と同様である。
又、いずれの図の動翼においても、酸化減肉が発生した部位の温度は極めて高いため、本発明材の肉盛溶接では再度減肉が発生するので、施工部が曝される温度を下げる目的で、Ｚｒ０２系粉末をプラズマ溶射によってセラミック遮熱コーティングを施工することが好ましい。
以上、本実施例によれば、肉盛溶接層として、クリープ破断強度、疲労強度及び耐酸化性に優れた材料によって溶接補修されることにより部品寿命の延長及び信頼性向上を図ることができ、よって長寿命の発電ガスタービン用動翼を提供できることが明らかとなった。
供試材のクリープ破断試験結果を示す線図である。 クリープ破断試験材の断面観察結果を示す模式図である。 供試材の繰り返し酸化試験結果を示す線図である。 Ｔａ添加量と酸化減肉量との関係を示す線図である。 Ｔａ添加量と疲労強度との関係を示す線図である。 本発明に係る実機の発電ガスタービン用動翼の溶接補修を行った斜視図である。 本発明に係る実機の発電ガスタービン用動翼の溶接補修を行った斜視図である。
符号の説明
８…翼部、９…シャンク、１０…ダブテイル、１１…フィン。

Claims (20)

  1. Ｎｉ基合金基部からなる無修復領域と該無修復領域上に形成された肉盛溶接層からなる溶接修復領域とを含み、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ５．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とするＮｉ基合金部材。
  2. 請求項１において、前記肉盛溶接層が、耐酸化性を有する層、耐疲労性を有する層及び耐疲労性を有する層上に形成された耐酸化性を有する層のいずれかを有することを特徴とするＮｉ基合金部材。
  3. 請求項１又は２において、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１〜１５％、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｂ０．０１５以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなる耐酸化性を有する層であることを特徴とするＮｉ基合金部材。
  4. 請求項１〜３のいずれかにおいて、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１〜１５％、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ２．５〜５．０％、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなる耐疲労性を有する層であることを特徴とするＮｉ基合金部材。
  5. 請求項１〜４のいずれかにおいて、前記肉盛溶接層の酸素量が３０ｐｐｍ以下であることを特徴とするＮｉ基合金部材。
  6. 請求項１〜５のいずれかにおいて、前記無修復領域が、重量で、Ｃｒ１４〜１８％、Ａｌ２．５〜４．５％、Ｃｏ７〜１１％、Ｍｏ１．０〜２．５％、Ｔｉ２．５〜６．０％、Ｔａ１．０〜４．０％、Ｂ０．００５〜０．００３％及びＣ０．０５〜０．１５％以下を含み、主成分がＮｉであることを特徴とするＮｉ基合金部材。
  7. 非酸化性雰囲気を有する密閉容器内でＮｉ基合金基部からなる無修復領域上にNi基合金の肉盛溶接層からなる溶接修復領域を形成することを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法。
  8. Ｎｉ基合金基部からなる無修復領域上に肉盛溶接層からなる溶接修復領域を形成するＮｉ基合金部材の製造法において、前記肉盛溶接層が、重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ５．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法。
  9. 請求項７又は８において、耐酸化性を有する層、耐疲労性を有する層及び耐疲労性を有する層上に形成された耐酸化性を有する層のいずれかの前記肉盛溶接層を形成することを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法。
  10. 請求項７〜９のいずれかにおいて、前記肉盛溶接層を形成後、１１００〜１１５０℃で加熱保持し、次いで８２５〜８７５℃で加熱保持する時効処理を行うことを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法。
  11. 請求項７〜１０のいずれかにおいて、前記肉盛溶接層を、ＴＩＧ溶接、プラズマアーク溶接及びレーザー溶接のいずれかによって形成することを特徴とするＮｉ基合金部材の製造法。
  12. 請求項１〜６のいずれかに記載のＮｉ基合金部材からなることを特徴とするタービンエンジン部品。
  13. 請求項１２において、前記Ｎｉ基合金部材が翼部と植え込み部を有する発電ガスタービン用ブレードであり、前記修復領域が前記翼部であることを特徴とするタービンエンジン部品。
  14. 請求項１２において、前記Ni基合金部材は、前記翼部から植え込み部に亘って一方向凝固された柱状晶を有することを特徴とするタービンエンジン部品。
  15. 重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ５．０％以下、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０２％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とする溶接材料。
  16. 重量で、Ｃｏ１〜１５％、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｂ０．０２％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とする溶接材料。
  17. 重量で、Ｃｏ１〜１５％、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ２．５〜５．０％、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０１５％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％及びＳｉ０．１〜０．３％を有するＮｉ基合金からなることを特徴とする溶接材料。
  18. 請求項１５〜１７のいずれかにおいて、前記Ｎｉ基合金は、線材であることを特徴とする溶接材料。
  19. 重量で、Ｃｏ１５％以下、Ｃｒ１８〜２２％、Ａｌ０．８〜２．０％、Ｔａ１．５〜５．０％、Ｍｏ０．５％以下、Ｔｉ０．５％以下、Ｗ１３〜１８％、Ｃ０．０５〜０．１３％、Ｚｒ０．０６％以下、Ｂ０．０２％以下、Ｍｎ０．４〜１．２％、Ｓｉ０．１〜０．３％及び残部が実質的にＮｉであるＮｉ基合金インゴットを真空溶解後鋳造により形成し、前記インゴットを熱間塑性加工後、冷間塑性加工によって棒状又は線材に形成することを特徴とする溶接材料の製造法。
  20. 請求項１９において、前記インゴットを熱間鍛造後、冷間線引きによって線材を形成することを特徴とする溶接材料の製造法。
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